鐵素體形核機制

鐵素體在夾雜物上形核的能力與夾雜物與鐵素體的界面能有關。如果母相奧氏體基體和夾雜物之間存在較高的界面能，而新相鐵素體和夾雜物之間以低界面能的匹配方式連線，就能降低鐵素體在晶粒內形核所需要的驅動力，從而為鐵素體的形核創造有利條件。

晶內鐵素體的形成機制主要有以下幾種：

（1）夾雜物周圍奧氏體化學成分的變化促進形核；

（2）夾雜物和析出物與鐵素體核心共格，從而降低形核勢壘促進形核；

（3）夾雜物作為惰性界面促進形核；

（4）由於夾雜物和奧氏體的熱收縮不一致引起的形核；

形成溶質貧乏區增加相變的驅動力促進形核

夾雜物附近局部成分變化誘導晶內鐵素體的形核的機理是J M Gregg等人提出的，夾雜物周圍形成貧Mn區有利於鐵素體的形成。因為Mn強烈抑制鐵素體的形成，因此Mn的貧乏增加了鐵素體形核的驅動力。

Mabuchi 等利用FE-TEM-EDS納米探針分析了結構鋼中大線能量焊接時熱影響區晶內鐵素體的形成機制，直接觀察到了貧錳區（MDZ）的存在。Tomita Y et al認為在Mn、Si氧化物上析出MnS形成約50nm的貧Mn區可促進晶內鐵素體的形核(Mn、Si氧化物與鐵素體是非共格的)。Shim將夾雜物與鋼進行熱壓連線在一起的方法，研究了夾雜物對晶內針狀鐵素體的形核的影響。其認為：Ti2O3周圍的貧Mn區是晶內鐵素體非均勻形核的主要原因，並且證實了在高溫下Ti2O3吸收Mn從而形成貧Mn區。貧Mn區的寬度隨奧氏體化溫度的降低而變窄，從而大大影響Ti2O3的形核能力。Shim等後來又用實驗證實了這一點，並且證明在不含Mn的鋼中，Ti2O3­對於晶內鐵素體的形成沒有效果，這進一步證明了Ti2O3周圍的貧Mn區確實是鐵素體形核的重要原因。以上研究表明，夾雜物周圍形成溶質貧乏區，鐵素體的形核驅動力增加，促進了晶內鐵素體的形核。

楊志剛對低碳鋼熱處理後的組織進行了觀察，結果表明，在MnS 等夾雜物周圍出現了較多的晶內鐵素體。這與MnS 等的形成過程中出現的錳元素貧乏區(MDZ) 對晶內鐵素體形核的促進作用有關，並證實了在含錳夾雜物周圍亞微米量級的距離內，奧氏體內錳含量會有一個較大的降低。余聖莆等人套用物理模型和焊縫金屬的研究認為MnS、CuS及其複合物在誘導晶內鐵素體的形成過程中並未引起附近的微區成分的明顯變化，並根據能譜儀的分析結果，未發現Mn含量的明顯變化。於是，他們認為局部成分變化機理不能解釋晶內鐵素體的形核。

另外，碳化物和氮化物的沉澱析出也可形成Nb和V以及其它一些強碳化物元素貧乏區。雖然這些合金元素為鐵素體穩定化元素卻阻礙了鐵素體的形成，其可能原因是這些元素強烈地降低了奧氏體中碳的活度。因此，這些元素的局部貧乏也可促進鐵素體的形成，但由於鋼中這些元素含量少，因此還沒有相關的報導。

鐵素體與夾雜物的低界面能促進鐵素體形核

在熔敷金屬中，錯合度（低指數平面中三個最密排方向的錯配度的平均值）與δ鐵素體開始形核的過冷度密切相關。這些參數在熔敷金屬中變化很大。相反，夾雜物促進鐵素體從奧氏體發生相變的作用對其與鐵素體或奧氏體的錯配度的微小改變十分敏感。Howell, Hoeycomb認為碳化物以及氮化物與鐵素體的晶核的錯配度是控制鐵素體形核的關鍵因素。這些化合物與鐵素體都是cube-on-edge取向關係，MnS除外。鐵素體在[110]晶向與夾雜物的錯配度在與VN的0.015和與NbN的0.16之間變化。因此，這種假設與Ishikawa et al, Zhang et al報導的VN具有高的促進鐵素體形核能力相一致。Zhang等用實驗證實了這一點。他們利用熱壓縮方法將陶瓷相與Fe-C-Mn合金聯結，在Ae3溫度以下保溫讓其發生轉變。實驗結果表明，鐵素體優先在結合界面上產生，並且在VN界面生成的鐵素體的數目多於其它化合物。實驗結果還指出，TiO與鐵素體的錯配度也很小，但卻最不利於形成鐵素體，因此，文章認為錯配度並不是控制形核的唯一因素。

楊志剛綜合考慮界面化學能和界面結構能，對B1(NaCl)型夾雜物與奧氏體和鐵素體之間界面能進行了理論計算。發現夾雜物與奧氏體之間有著比與鐵素體之間更高的界面能，這種界面能的差異有利於鐵素體形核優先發生在夾雜物與鐵素體的界面上，尤其是VN 等夾雜物與鐵素體的界面能很低。

吳開明等對低碳V微合金鋼中的晶內鐵素體進行了研究。結果表明，晶內鐵素體在夾雜物上形成。同時，對形成晶內鐵素體的夾雜物進行了線掃描、面掃描和能譜分析，沒有檢測到VN。因此，其認為VN在其實驗條件下對晶內鐵素體的形成無明顯影響，V原子的偏聚可能是是促進晶內鐵素體形核的因素之一，夾雜物起了主要的作用。

根據經典形核理論，鐵素體在夾雜物上形核的能力與夾雜物與鐵素體的界面能有關。如果母相奧氏體基體和夾雜物之間存在較高的界面能，而新相鐵素體和夾雜物之間以低界面能的匹配方式連線，就能降低鐵素體在晶粒內形核所需要的驅動力，從而為鐵素體的形核創造有利條件。但是，不只是鐵素體晶核與夾雜物，而且夾雜物與奧氏體界面的結構和能量也影響夾雜物的形核能力。鋼中的許多夾雜物與奧氏體是cube-cube取向，錯配度在0.15-0.25之間，這與界面臨界值很相近，超過這個臨界值就被認為是非共格的了。錯配度只代表界面能的結構部分，化學能部分對界面能的貢獻要大。因為不同於金屬間界面，夾雜物與鐵原子界面是由金屬與非金屬夾雜物原子鍵所構成，這個方面還需要更多的研究與探索。

夾雜物作為惰性界面促進形核

根據經典非均勻形核理論，若鋼中存在現成界面則可以降低形核勢壘。因此也有人認為夾雜物促進晶內鐵素體形核是因為其作為惰性界面而提供形核地點。Krauklis等報導了低碳鋼中的焊接熱影響區（HAZ）中的0.4-0.6mm的夾雜物形成了晶內針狀鐵素體。Zhang 和 Farrar則認為0.3-0.9mm的夾雜物有利於形成晶內針狀鐵素體，並且認為夾雜物的數量和大小是形成晶內針狀鐵素體的主要因素，而與其種類無關，也就是該夾雜物只是作為一個惰性界面降低形核勢壘。

Morikage等對低碳鋼中晶內鐵素體的形成進行了研究。文章認為，TiN的臨界尺寸隨過冷度的增大而降低。同時他們計算了在夾雜物的角隅、棱部和面部的形核勢壘，結果指出，在夾雜物的面部最有利於形核。由於夾雜物的表面積隨尺寸增大而增加，可以對某些實驗結果進行定性的解釋。另外，形核的激活能與夾雜物的曲率有關，形核勢壘隨曲率半徑的增大而減小。儘管這種減小的程度較小，但這也是一種可能的解釋。

Tae-Kyu LEE等研究了低碳鋼焊逢中在夾雜物上形成的針狀鐵素體。文章認為大的夾雜物更能促進鐵素體形核。當夾雜物的尺寸達到1.1µm時，幾乎所有夾雜物都有鐵素體形核。同時在一個較大的夾雜物上形成的多個鐵素體板條具有不同的晶體學取向，這與經典的非均勻形核理論符合很好。文章基於夾雜物是化學性質均勻和單一的相以及夾雜物尺寸越大促進鐵素體形核能力越強的實驗結果得出結論：在溶敷金屬中夾雜物是作為惰性界面而促進鐵素體形核的。

余聖莆等研究了MnS、CuS及其複合物附近的微區在晶內鐵素體形核過程中的成分變化，根據能譜分析結果，未發現Mn含量的明顯變化。認為夾雜物作為一種惰性介質所具有的較高的界面能對誘導晶內鐵素體的形核和長大起著決定作用。夾雜物造成其附近較高的應力—應變能以及夾雜物與鐵素體的錯配度較小也有利於晶內鐵素體的形核和長大。所以夾雜物作為惰性界面是誘導鐵素體形核的重要方面。

熱收縮不同引起應力/應變促進鐵素體形核

與奧氏體相比，絕大多數夾雜物具有較大的熱膨脹係數。陶瓷化合物的熱膨脹係數粗略地按照硼化物（borides）→碳化物(carbides)→氮化物(nitrides)→氧化物(oxides)→硫化物(sulfides)的次序增加，而MnS與奧氏體具有十分相近的熱膨脹係數。在冷卻過程中，由於夾雜物與奧氏體不同的熱膨脹係數而產生應力/應變，從而促進鐵素體形核。實際上，由於彈性各向異性將會產生更加複雜的應力狀態。但是奧氏體的屈服應力只有幾十MPa，在達到較大的應力之前，奧氏體已經屈服。因此，由於熱膨脹不同而產生的應變能不太可能對局部奧氏體的自由能產生重要影響，但屈服過程中產生的位錯可能成為鐵素體優先形核的位置。余聖莆等套用彈性力學理論及數值計算方法得到了MnS等夾雜物附近的應力/應變能和晶內鐵素體形核所需能量，發現夾雜物附近的應力/應變能比晶內鐵素體形核所需能量要小，說明僅有夾雜物附近的應力/應變能誘導晶內鐵素體形核的可能性不大。

其它機制

夾雜物常常是以多相複合物的形式存在於鋼中。對於多相析出物，可能同時有兩種或以上機制起作用，這樣與單相相比更能促進鐵素體形核。如MnS、B1型的碳氮化物和碳化物等在MnS、Ti和稀土的氧化物上析出。另外，脫氧產物常常是多種氧化物形成的複合氧化物，如MnO·SiO2、MnO·Al2O3等，在夾雜物周圍形成的溶質貧乏區，析出物與鐵素體晶核形成的低能界面，如MnS在Ti2O3析出，VN在MnS析出都能有效地促進晶內鐵素體的形核。已經有報導，碳化物和氮化物與奧氏體不是cube-cube取向關係，而是由夾雜物的基體所決定。例如在液態金屬狀態下形成的MnS, TiO以及顆粒表面所析出的VC都與奧氏體沒有取向關係。這對複合夾雜物促進鐵素體形核機制的認識有重要影響。